symulacja fizyczna i modelowanie numeryczne procesów

symulacja fizyczna i modelowanie numeryczne procesów

Prace IMŻ 1 (2010)
136
Ryszard MOLENDA, Roman KUZIAK, Valeriy PIDVYSOTSK’YY
Instytut Metalurgii Żelaza im. St. Staszica
Maciej PIETRZYK
Akademia Górniczo-Hutnicza
SYMULACJA FIZYCZNA I MODELOWANIE
NUMERYCZNE PROCESÓW WALCOWANIA
I WYŻARZANIA CIĄGŁEGO TAŚM ZE STALI DP
W artykule przedstawiono wyniki badań nad opracowaniem optymalnej technologii walcowania i ciągłego wyżarzania taśm ze stali DP. W badaniach wykorzystano metody fizycznej i numerycznej symulacji. Próby plastometryczne
przeprowadzono w symulatorze Gleeble 3800 w celu wyznaczenia modelu reologicznego stali DP. Następnie, również
w symulatorze Gleeble, wykonano symulacje fizyczne procesu ciągłego wyżarzania taśm. Przeprowadzono także badania mikrostruktury i własności wyrobów po symulacjach fizycznych i określono optymalne parametry wyżarzania.
Opracowano matematyczne modele zjawisk metalurgicznych w procesach walcowania i ciągłego wyżarzania, które
opisują rozwój mikrostruktury w tych procesach. Dla procesu wyżarzania są to modele opisujące rozpuszczanie cementytu, początkową przemianę w austenit, segregację, rekrystalizację ferrytu oraz przemianę fazową w czasie chłodzenia
austenitu. W efekcie powstało narzędzie dla wspomagania projektowania parametrów ciągłego wyżarzania taśm ze
stali DP.
Słowa kluczowe: stale DP, walcowanie na gorąco, ciągłe wyżarzanie, optymalizacja
PHYSICAL SIMULATION AND MATHEMATICAL MODELLING
OF ROLLING AND CONTINUOUS ANNEALING OF DP STRIPS
The paper presents results of research on development of the optimal processing parameters of rolling and continuous annealing of thin strips of DP steels, based on results of physical and numerical simulation. Plastometric tests
were performed to identify the rheological models of these steels, followed by simulations of continuous annealing
using Gleeble 3800 simulator. Moreover, examinations of mechanical properties and microstructure of the samples,
subject to physical simulation at various conditions allowed to identify the optimal parameters of annealing process.
Models of metallurgical phenomena occurring during rolling and continuous annealing have been developed. The
phenomena predicted by the model, comprise microstructure during rolling, cementite dissolution, initial microstructure transformation into austenite, segregation, ferrite recrystallization and phase transformation during cooling.
Numerical tools for preliminary selection of continuous annealing parameters of DP strips were developed.
Keywords: DP steels, hot rolling, continuous cooling, optimization
1. WSTĘP
Stale DP (ang. Dual Phase) należą do grupy nowoczesnych stali wielofazowych o podwyższonej wytrzymałości AHSS (ang. Advanced High Strength Steels) stosowanych między innymi w przemyśle samochodowym.
Dwufazowa mikrostruktura, zawierająca zwykle ferryt
i około 20–30% martenzytu, jest podstawą osiągnięcia
specjalnych właściwości tych stali. Taką mikrostrukturę uzyskuje się albo w czasie laminarnego chłodzenia
po walcowaniu na gorąco lub w czasie ciągłego wyżarzania po walcowaniu na zimno. W obydwu przypadkach wymaga to precyzyjnej kontroli temperatury i jest
trudne do zrealizowania w warunkach przemysłowych.
Dlatego celem niniejszej pracy było przeprowadzenie
kompleksowych badań obejmujących fizyczne i nume-
ryczne modelowanie procesu wytwarzania taśm ze stali
DP i, na tej podstawie, dobór optymalnych parametrów
walcowania i wyżarzania.
2. STALE DP
Stale DP składają się z fazy miękkiej (ferrytu) oraz
wysp twardego martenzytu lub mieszaniny martenzytu z bainitem, których udział wynosi 15–30% [1]. Taka
mikrostruktura zapewnia osiągnięcie wysokich własności wytrzymałościowych połączonych z bardzo dobrą
ciągliwością i podatnością do kształtowania na zimno.
Faza miękka (ferryt) dominuje w strukturze stali DP,
co powoduje ich dużą ciągliwość. Podczas odkształcania takiej struktury początkowo następuje koncentracja płynięcia plastycznego w ferrycie. Występowanie
Prace IMŻ 1 (2010)
Symulacja fizyczna i modelowanie numeryczne procesów...
w strukturze drugiej fazy, hamującej ruch dyslokacji,
daje lepszą charakterystykę umocnienia w porównaniu do charakterystyki stali HSLA. Wymagana relacja
między udziałami objętości ferrytu i martenzytu dla
uzyskania pożądanych właściwości mechanicznych
stali DP jest osiągana na dwa sposoby – poprzez kontrolowane chłodzenie po walcowaniu na gorąco blach
grubszych (powyżej 2 mm), albo w procesie ciągłego
wyżarzania po walcowaniu na zimno blach cienkich.
Jednym z półwyrobów ze stali DP są blachy cynkowane, które są coraz częściej wytwarzane metodą ciągłego
wyżarzania polegającą na szybkim nagrzaniu do temperatury w zakresie międzykrytycznym i intensywnym
chłodzeniu do temperatury kąpieli cynkowej. Po cynkowaniu często stosuje się zabieg przestarzenia. Wpływ
parametrów cykli termicznych wyżarzania i zanurzeniowego nanoszenia powłok cynkowych na właściwości
mechaniczne stali DP był badany za pomocą symulatorów cykli wyżarzania dla różnych składów chemicznych
stali [2]. Badano wpływ temperatury wyżarzania i początku przyspieszonego chłodzenia po wygrzewaniu,
szybkości chłodzenia i temperatury przestarzenia na
mikrostrukturę i właściwości mechaniczne blach. Na
podstawie badań opracowano technologie wytwarzania
blach ze stali DP w liniach ciągłych do zanurzeniowego
pokrywania powłokami ochronnymi [3].
3. CHARAKTERYSTYKA TECHNOLOGII
WYTWARZANIA WYROBÓW PŁASKICH
O STRUKTURZE DWUFAZOWEJ
Jak wspomniano, istnieją dwie możliwości uzyskania
dwufazowej struktury stali. Jedną jest kontrolowany
proces laminarnego chłodzenia po walcowaniu na gorąco, a drugą kontrolowanie w określony sposób procesu
ciągłego wyżarzania.
3.1. WYTWARZANIE BLACH ZE STALI DP
METODĄ WALCOWANIA NA GORĄCO
Uzyskanie struktury stali DP po walcowaniu na
gorąco jest możliwe poprzez zastosowanie złożonych
schematów walcowania i kontrolowanego chłodzenia.
Przemiana austenitu po walcowaniu powinna zachodzić dwuetapowo. W pierwszym etapie blachę schładza
się intensywnie do temperatury, przy której występuje
najmniejsza trwałość austenitu. Następnie blacha chłodzona jest wolno przez około 10 sekund, aby w strukturze powstała wymagana ilość ferrytu (75–80%). Z postępem przemiany następuje wzbogacenie austenitu
w węgiel. W linii walcowniczej przemiana ferrytyczna
zachodzi bardzo szybko, co umożliwia stosowanie niskiej zawartość węgla i podwyższonej zawartość krzemu w stali. Przemiana perlityczna zostaje przesunięta
w czasie w wyniku wprowadzenia dodatków Mo, Mn
i Cr. W drugim etapie stosuje się szybkie chłodzenie
z prędkościami powodującymi zajście wyłącznie przemiany martenzytycznej. Stabilność austenitu kształtują pierwiastki stopowe oraz podwyższona wskutek
segregacji zawartość węgla w austenicie. W etapie tym
konieczne jest stosowanie niskich temperatur podczas
zwijania blach, na ogół poniżej 400°C.
137
3.2. TECHNOLOGIA CIĄGŁEGO WYŻARZANIA
TAŚM ZE STALI DP
Do lat 50. XX w. wyżarzanie blach zimnowalcowanych prowadzono wyłącznie w piecach kołpakowych.
Cechą tego procesu, który jest dalej stosowany, jest
długi czas cyklu termicznego dochodzący do 50 godzin.
W latach 50. ubiegłego wieku zaczęto stosować wyżarzanie ciągłe do produkcji blach o wysokiej wytrzymałości i niskiej ciągliwości przeznaczonych na puszki
konserwowe. Czas cyklu termicznego podczas wyżarzania ciągłego został skrócony do kilku minut. Badania
nad wykorzystaniem ciągłego wyżarzania do kształtowania właściwości mechanicznych blach zimnowalcowanych rozpoczęto w Japonii w latach 1960–1970 [4]
dzięki czemu wdrożono szereg nowych technologii w
warunkach przemysłowych. Kolejnym etapem rozwoju
linii ciągłych było uruchomienie produkcji blach głębokotłocznych i wysokowytrzymałych.
W wyniku stosowania krótkiego czasu wyżarzania
ciągłego nastąpił wzrost wymagań odnośnie stabilności
składu chemicznego stali i projektowania parametrów
procesu. Blachy o niższej plastyczności wytwarza się
w liniach ciągłych stosując łagodniejsze reżimy technologiczne, na ogół obniżając temperaturę i/lub czas
cyklu. Obecnie, coraz częściej łączy się proces wyżarzania z nanoszeniem powłok ochronnych. Cykl termiczny w liniach ciągłych w przypadku blach ze stali
DP powinien prowadzić do rekrystalizacji ferrytu oraz
uzyskania pożądanych proporcji między zawartościami
martenzytu i bainitu, niekiedy również odpuszczenie
martenzytu.
Do zmian w strukturze stali w procesie nagrzewania i wygrzewania w zakresie współistnienia ferrytu
i austenitu w układzie równowagi, które mają istotny
wpływ na właściwości mechaniczne stali DP, zalicza
się: i) rekrystalizację ferrytu, ii) przemianę perlitu
w wysokowęglowy austenit, iii) wzrost austenitu o wysokiej zawartości węgla w kierunku ferrytu w warunkach lokalnej równowagi, iv) ustalanie równowagi globalnej między austenitem i ferrytem poprzez dyfuzję
pierwiastków i zanik profili segregacji w tych fazach.
4. MODELOWANIE FIZYCZNE
I IDENTYFIKACJA MODELI
4.1. MATERIAŁ I METODYKA BADAŃ
Skład chemiczny badanych stali DP podano w tablicy 1. Stal I jest stosowana na taśmy grubsze a stal II na
taśmy cienkie. Doświadczenia plastometryczne dla stali I obejmowały ściskanie próbek osiowosymetrycznych
φ10×12 mm w symulatorze Gleeble 3800 przy temperaturach 850–1230oC z prędkościami odkształcenia
0,1–30 s-1. Przeprowadzono też próby dylatometryczne
oraz symulacje fizyczne ciągłego wyżarzania stali II. Do
wyżarzania przygotowano taśmy o grubości 1 mm, szerokości 55 mm i długości 250 mm walcowane na zimno
z gniotem około 70%. Symulację fizyczną przeprowadzono z wykorzystaniem przystawki przedstawionej na
rys. 1, która zainstalowana była w urządzeniu Gleeble
3800. Kontrola temperatury taśmy podczas symulacji
wyżarzania prowadzona była za pomocą termopary
przygrzanej do jej powierzchni w środku geometrycznym (rys. 1). Na rysunku 1 pokazano również parametry cyklu cieplnego ciągłego wyżarzania.
Prace IMŻ 1 (2010)
Praca zbiorowa
138
Tablica 1. Skład chemiczny doświadczalnych stali DP, % mas
Table 1. Chemical composition of experimental DP steels, wt%
Stal
C
Mn
Si
P
S
Cr
Cu
Mo
V
Al
N, ppm
I
0,11
1,45
0,19
0,014
0,006
0,27
0,04
0,03
0,005
0,042
70
II
0,13
1,38
0,38
0,016
0,006
0,25
0,016
0,087
0,004
0,034
60
Rys. 1. Przystawka do symulacji fizycznej ciągłego wyżarzania w urządzeniu Gleeble 3800 (z lewej) i parametry cyklu temperaturowego ciągłego wyżarzania (z prawej)
Fig. 1. Attachment for physical simulation of continuous annealing in Gleeble 3800 simulator (left-hand side) and parameters
of thermal cycle of continuous annealing (right-hand side)
Parametrami zmienianymi w doświadczeniach były:
czas cyklu temperaturowego, prędkość nagrzewania,
maksymalna temperatura i czas wygrzewania, szybkość chłodzenia oraz temperatura i czas starzenia.
Współczynniki w równaniu (1) wyznaczone z obliczeń
odwrotnych mają wartości: A = 2478,7; B = 0; C = 2,98;
m = 0,119; n = 0,08535. Parametry te zostały wykorzystane podczas symulacji procesu walcowania na gorąco.
4.2. BADANIA PLASTOMETRYCZNE
I MODEL REOLOGICZNY
4.3. BADANIA DYLATOMETRYCZNE
I MODEL PRZEMIAN FAZOWYCH
Do interpretacji wyników badań plastometrycznych
wykorzystano algorytm analizy odwrotnej [5]. Na
rys. 2 pokazano przykład zależności naprężenia uplastyczniającego od temperatury otrzymany z analizy
odwrotnej. Identyfikację przeprowadzono dla modelu
reologicznego [6]:
Do interpretacji wyników badań dylatometrycznych wykorzystano algorytm analizy odwrotnej opisany w pracy [7]. Celem analizy była identyfikacja modelu
przemian fazowych. Funkcją celu jest średniokwadratowy błąd między zmierzonymi i obliczonymi z modelu
temperaturami początku i końca przemian fazowych.
Identyfikację przeprowadzono dla modelu przemian fazowych opartego na równaniu Avramiego:
v p = Afn exp (Bf) fo m exp (- CT)
(1)
gdzie:
Vp – naprężenie uplastyczniające,
H – odkształcenie efektywne,
fo – intensywność prędkości odkształcenia,
T – temperatura w skali absolutnej,
zaś n, m, A, B i C są współczynnikami modelu zależnymi od materiału.
X = 1 – exp(-ktn)
gdzie:
X – ułamek objętości, w której zaszła przemiana,
k, n – współczynniki,
t – czas.
W tym rozwiązaniu współczynnik n jest stały,
a współczynnik k jest funkcją temperatury. Rozwiązaniem dającym dobrą zgodność wyników z wynikami doświadczeń jest zmodyfikowana funkcja Gaussa [8]:
k= kmax exp ;- c
Rys. 2. Naprężenie uplastyczniające w funkcji odkształcenia wyznaczone metodą analizy odwrotnej dla prędkości
odkształcenia 1 s-1
Fig. 2. Flow stress as function of strain obtained by means
of the inverse analysis for strain rate of 1 s-1
(2)
T - Tnose q
E
pf m
f
(3)
gdzie:
T – temperatura w skali absolutnej,
Tnose – temperatura, przy której austenit wykazuje najmniejszą stabilność,
zaś kmax, pf i qf są współczynnikami dopasowania.
Współczynniki w równaniu (3) charakteryzują położenie i kształt krzywych C na wykresach CTPi. I tak,
kmax jest największą wartością k, Tnose jest wartością
temperatury dla maksimum funkcji Gaussa, qf jest
proporcjonalny do szerokości funkcji w połowie wysokości, a pf wyznacza smukłość tej funkcji. Równania do
obliczenia współczynników kmax, Tnose dla różnych przemian fazowych [8] podano w tablicy 2.
Prace IMŻ 1 (2010)
Symulacja fizyczna i modelowanie numeryczne procesów...
139
Tablica 2. Parametry występujące w równaniu (3) dla przemiany ferrytycznej, perlitycznej i bainitiycznej
Table 2. Parameters of equation (3) for ferritic, pearlitic and bainitic transformation
Ferryt
kmax =
Perlit
a5
kmax =
Dc c[C]+ 1 [Mn]m
6
Tnose = Ae3+ 400 - a6
Dc
Bainit
a13
Dc
kmax =
Tnose= Ae1+ 400 - a14
Dc
Dγ w tablicy 2 jest wielkością ziarna austenitu, Ae1
i Ae3 są równowagowymi temperaturami dla przemian
austenitu w ferryt i austenitu w perlit, Cγ jest zawartością węgla w austenicie w trakcie przemiany, zaś a5,
a6, a13, a14, a21, a22 są współczynnikami dopasowania.
Ułamek objętości martenzytu obliczany jest z modelu
Koistinena i Marburgera [9]:
Fm = (1 – Ff – Fp – Fb){1 – exp[-0,011(Tm – T)]}
(4)
gdzie:
Ff, Fp, Fb, Fm – udział objętościowy odpowiednio ferrytu, perlitu, bainitu i martenzytu w objętości próbki,
Tm – temperatura początku przemiany martenzytycznej, która obliczana jest za
pomocą następującego równania:
o
Tm ( C) = 539 – 423C – 30,4Mn – 17,7Ni +
– 7,5Si – 12,1Cr – 7,5Mo + 10Co
(5)
W wyniku obliczeń odwrotnych wyznaczono współczynniki w modelach przemian fazowych (tablica 3).
Tablica 3. Współczynniki w modelach przemian fazowych
uzyskane z analizy odwrotnej
Table 3. Coefficients in phase transformation models obtained as a result of inverse analysis
nf
a5
a6
qf
2,383
3,914
136,1
15,72
pf
np
a13
a14
2,995
0,333
0,892
172,7
qp
pp
a20
a21
64,53
2,39
664
0,92
a22
qb
pb
430,4
430,4
230,65
a21 - 4 [C]+5[ Mn]+2[ Si]
Dc Cc
Tnose=a22+ 400 -100[ C]- 10[ Mn] -10[ Si]
Dc
Na rys. 3 pokazano wykresy CTP uzyskane z pomiarów
(znaki pełne) oraz obliczone (znaki puste) za pomocą
modelu ze współczynnikami w tablicy 2. Uzyskano dobrą zgodność pomiędzy obliczeniami i pomiarami. Model ten wykorzystywany jest w symulacjach zarówno
laminarnego chłodzenia, jak i chłodzenia w procesie
ciągłego wyżarzania po walcowaniu na zimno.
4.4. CIĄGŁE WYŻARZANIE
I MODEL ROZWOJU MIKROSTRUKTURY
Symulacje fizyczne ciągłego wyżarzania taśm przeprowadzono według schematu pokazanego na rys. 1.
Kinetykę rekrystalizacji ferrytu wyznaczono w oparciu
o badania mikrostrukturalne oraz pomiar twardości
próbek pobranych z taśm. Zmiany udziału objętości
zrekrystalizowanej w funkcji temperatury pokazano
na rys. 6a. Model kinetyki przemiany struktury ferrytyczno-perlitycznej w austenit, badanej metodą kalorymetryczną Kissingera, zaczerpnięto z pracy [10].
Dla oceny zmian udziału objętości ferrytu w czasie
wyżarzania wykonano również obliczenia za pomocą
programu Dictra. Wyniki obliczeń pokazano na rys. 4b.
Z obliczeń wynika, że w początkowym okresie procesu
wyżarzania oraz w otoczeniu maksymalnej temperatury cyklu termicznego przemiana zachodzi wolno, zaś
o
w zakresie temperatur 730–760 C zachodzi szybko,
a osiągnięty udział objętości ferrytu jest zbliżony do
równowagowego.
Model rozwoju mikrostruktury w procesie ciągłego
wyżarzania składa się z modeli rekrystalizacji ferrytu,
przemiany ferryt-austenit w czasie nagrzewania i przemiany austenit w ferryt w procesie chłodzenia. Kinetykę rekrystalizacji ferrytu opisano równaniem [5]:
n
Q
X =81- exp `- t j B , przy czym 1 = A expcm
x
x
RT
(5)
Przy określaniu zmian temperatury zastosowano regułę addytywności. W wyniku identyfikacji wyznaczo11
no wartości współczynników: n = 1,98, A = 3,7·10 oraz
Q = 226 000 J/mol.
Do opisu kinetyki przemiany austenitu podczas chłodzenia w procesie ciągłego wyżarzania zastosowano
równanie (2) ze współczynnikami dla przemiany ferrytycznej (tablicy 2).
5. WYNIKI SYMULACJI
5.1. WALCOWANIE NA GORĄCO
Rys. 3. Wykresy CTPc wyznaczone na podstawie pomiarów
(znaki pełne) i obliczeń (znaki puste)
Fig. 3. CCT diagrams determined based on measurements
(full symbols) and calculations (empty symbols)
Do symulacji walcowania na gorąco w 6-klatkowej
grupie wykańczającej wykorzystano program MES.
Przyjęto, że temperatura wejścia do grupy wykańo
czającej wynosi 950 C. Do obliczeń siły zastosowano
metodę Simsa z naprężeniem uplastyczniającym wyznaczanym z równania (1). Rozwój mikrostruktury
Praca zbiorowa
140
a)
Prace IMŻ 1 (2010)
b)
Rys. 4. Zmierzona i obliczona kinetyka rekrystalizacji ferrytu (a) oraz ułamek objętości ferrytu w strukturze stali w funkcji
temperatury (b) w czasie ciągłego wyżarzania
Fig. 4. Measured and calculated kinetics of ferrite recrystallization (a) and volume fraction of ferrite as temperature function
(b) during continuous annealing
modelowano na podstawie prac Sellarsa, przy czym
współczynniki w równaniach opisujących rekrystalizację i rozrost ziarna wyznaczono na podstawie badań
doświadczalnych. Wyniki symulacji dla analizowanych
stali zamieszczono w pracy [12]. Wyznaczono temperao
turę końca walcowania 830 C i wielkość ziarna austenitu 20,5 μm. Dane te były wartościami wejściowymi
do modelowania przemian fazowych w procesie laminarnego chłodzenia.
Chłodzenie laminarne blach ze stali DP realizowane jest na dwa sposoby. Jeżeli struktura dwufazowa
kształtowana jest w procesie ciągłego wyżarzania po
walcowaniu na zimno, wtedy po walcowaniu na gorąco stosowane jest konwencjonalne chłodzenie do temperatury zwijania zapewniające uzyskanie struktury
ferrytyczno-perlitycznej i ten proces nie jest w pracy
omawiany. Jeżeli struktura dwufazowa nadawana
jest po walcowaniu na gorąco, to laminarne chłodzenie
musi zapewnić odpowiedni przebieg przemian fazowych (rozdział 3.1). Dzięki implementacji do programu
komputerowego modelu przemian fazowych, można
dobrać optymalne parametry chłodzenia laminarnego
dla uzyskania wymaganego udziału objętości martenzytu, co pokazano w pracy [12]. Ilustrują to wyniki
symulacji wykonanych dla blachy o grubości 2,9 mm
walcowanej z prędkością 8 m/s w ostatniej klatce, przy
o
temperaturze końca walcowania 830 C. Analizowano
hipotetyczny układ laminarnego chłodzenia składający
się z dwóch sekcji po 41 skrzyń w każdej. Symulacje
wykonano dla różnej liczby aktywnych skrzyń laminarnego chłodzenia w pierwszej sekcji przy założeniu,
że w drugiej sekcji pracują skrzynie 9–41. Na podstawie analizy wyników badań wykazano, że przemiana
ferrytyczna zachodzi głównie w czasie przerwy między
pierwszą i drugą sekcją laminarnego chłodzenia, a na
skutek przyspieszonego chłodzenia w drugiej sekcji
w niewielkim stopniu zachodzi przemiana perlityczna
i bainityczna a w pozostałej objętości austenitu, przemiana martenzytyczna. Na rys. 5a pokazano zależność
składu strukturalnego stali od liczby aktywnych skrzyń
w pierwszej sekcji. Zakreskowano obszar, dla którego
uzyskiwany jest wymagany udział objętości martenzytu wynoszący 0,15–0,25. Wyniki obliczeń temperatury
w różnych punktach na grubości blachy przy załączonych 12 skrzyniach w pierwszej sekcji laminarnego
chłodzenia pokazano na rys. 5.
a)
b)
5.2. CHŁODZENIE LAMINARNE
Rys. 5. Skład strukturalny stali w zależności od liczby aktywnych skrzyń w pierwszej sekcji laminarnego chłodzenia (a) oraz
zmiany temperatury w różnych punktach na grubości blachy przy załączonych 12 skrzyniach w pierwszej sekcji laminarnego
chłodzenia (b)
Fig. 5. Phase constituents of the steel as function of number of active boxes in the first section of laminar cooling (a) and temperature changes at different thicknesses of the plate with 12 switched on boxes in the first section of laminar cooling (b)
Prace IMŻ 1 (2010)
Symulacja fizyczna i modelowanie numeryczne procesów...
a)
141
b)
Rys. 6. Wyniki symulacji postępu rekrystalizacji i kinetyki przemian fazowych w cyklu nagrzewania w procesie ciągłego
wyżarzania, przedstawione w funkcji temperatury (a) i czasu (b)
Fig. 6. Results of the simulation of recrystallization and phase transformation kinetics during heating stage of continuous
annealing as function of temperature (a) and time (b)
5.4. CIĄGŁE WYŻARZANIE
Na rys. 6a pokazano wyniki obliczeń kinetyki przemiany ferryt-austenit dla przypadku nagrzewania
z szybkością 3oC/s (linia ciągła) i kinetyki przemiany
austenit-ferryt dla cyklu chłodzenia z rys. 3 (linia przerywana). Podczas nagrzewania przemiana przebiega
stosunkowo szybko i udziały objętości ferrytu są nieznacznie większe od równowagowych. W czasie szybkiego chłodzenia (20oC/s), w przedziale temperatur
790–710oC, przemiana jest opóźniona i udziały objętości ferrytu są niższe od równowagowych. W fazie wolo
nego chłodzenia (0,5 C/s) w przedziale temperatur 710o
700 C przemiana jest szybsza i ułamki objętości ferrytu
zaczynają zbliżać się do równowagowych. Przy dalszym
szybkim chłodzeniu (40oC/s) następuje zatrzymanie
przemiany ferrytycznej a pozostały austenit przemienia się w martenzyt. W konsekwencji po ochłodzeniu
do temperatury otoczenia uzyskano wymagany skład
strukturalny stali: 78% ferrytu i 22% martenzytu.
Na rys. 6b porównano wyniki uzyskane z pomiaru (linia ciągła, znaki trójkątne) i obliczeń (linia przerywana) kinetyki rekrystalizacji ferrytu. Można stwierdzić,
że uzyskano dobrą zgodność między tymi wynikami.
Wyniki symulacji kinetyki przemian w funkcji czasu
dla całego cyklu nagrzewania pokazanego na rys. 3,
w procesie ciągłego wyżarzania przedstawiono na rys.
6b linią ciągłą ze znakami okrągłymi.
4. WNIOSKI
1. W oparciu o równanie Avramiego opracowano model
przemian fazowych podczas nagrzewania i chłodzenia z zakresu współistnienia austenitu i ferrytu dla
stali DP oraz model rekrystalizacji ferrytu dla tej
stali.
2. Modele wykorzystano do symulacji przemiany austenitu w ferryt i martenzyt po walcowaniu na gorąco
oraz przemian w czasie ciągłego wyżarzania. Wyznaczono parametry procesu zapewniające uzyskanie
struktury o wymaganym udziale martenzytu.
3. Ułatwieniem w budowie modeli było zastosowanie
analizy odwrotnej do interpretacji badań doświadczalnych, co umożliwiło identyfikację na podstawie
prób prowadzonych w warunkach nieizotermicznych.
Wyniki symulacji charakteryzują się zgodnością z doświadczeniem. Opracowane modele mogą być wykorzystane do projektowania i optymalizowania procesów wytwarzania wyrobów płaskich ze stali DP.
Praca wykonana w ramach działalności statutowej IMŻ nr.S0 0685 (badania doświadczalne)
i AGH nr. 11.11.110.856 (symulacje).
LITERATURA
4. Kuziak R., Kawalla R., Waengler S., Advanced high strength
steels for automotive industry, Archives of Civil and Mechanical Engineering, 2, 2008, 103 - 118.
5. Pichler A., Hribernig G., Tragl E., Angerer R., Radlmayr K.,
Szinyur J., Traint S., Werner E., Stiaszny P., Aspects of the
production of dual phase and multiphase steel strips, Proc.
41st MWSP Conf., ISS vol. XXXVII, Baltimore, 1999, 37-60.
6. Hofmann H., Mattissen D., Schaumann T.W., Advanced cold
rolled steels for automotive industry, Steel Research Int., 80,
2009, 22-28.
7. Pichler A., Traint S., Arnolder G., Stiaszny P., Blaimschein
M., Werner E.A.; I&SM, 2003, 21-31.
8. Szeliga D., Gawąd J., Pietrzyk M., Inverse Analysis for Identification of Rheological and Friction Models in Metal Forming,
Comp. Meth. Appl. Mech. Engrg., 195, 2006, 6778-6798.
9. Hansel A., Spittel T., Kraft- und Arbeitsbedarf Bildsomer
Formgeburgs Verfahren, VEB Deutscher Verlag fur Grundstoffindustrie, Lipsk, 1979.
10. Pietrzyk M., Kondek T., Majta J., Zurek, A.K., Method of Identification of the Phase Transformation Model for Steels, Proc.
COM 2000, Ottawa, 2000, CD ROM.
11. Donnay B., Herman J.C., Leroy V., Lotter U., Grossterlinden
R., Pircher H., Microstructure evolution of C-Mn steels in the
hot deformation process: the STRIPCAM model, Mat. Konf.
Modelling of Metal Rolling Processes, London, 1996, 23-35.
12. Koistinen D.P., Marburger R.E., A general equation prescribing extent of austenite-martensite transformation in pure
Fe-C alloys and plain carbon steels, Acta Metall., 7, 1959, 5960.
13. Nath S.K., Ray S., Mathur V.N., Kapoor M.L., Non-isothermal
Austenitisation Kinetics and Theoretical determination of Intercritical Annealing Time for Dual-phase Steels”, ISIJ Int.,
34, 1994, 191-197.
14. Ferry M., Muljono D., Dunne D.P., Recrystallization kinetics
of low and ultra low carbon steels during high-rate annealing,
ISIJ Int., 41, 2001, 1053-1060.
15. Pietrzyk M., Kusiak J., Kuziak R., Zalecki W., Optimization of
laminar cooling of hot rolled DP steels, XXVIII Verformungskundliches Kolloquium, Planeralm, 2009, 285-294.
Recenzent: Prof. dr hab. inż. Henryk Dyja